JP2019173146A - 靭性に優れた球状黒鉛鋳鉄 - Google Patents

Abstract

【課題】マンガンの除去を行わなくとも、優れた靭性を有する球状黒鉛鋳鉄を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：３〜４質量％、Ｓｉ：２〜２．７質量％、Ｍｎ：０．５５質量％以下、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０３〜０．０６質量％、Ｂｉ：０．００１〜０．０１質量％、Ａｌ：０．０６質量％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物、からなり、基地組織のパーライト率が３０％以下であり、黒鉛粒数が２５０〜５００個／ｍｍ２であることを特徴とする、球状黒鉛鋳鉄。【選択図】なし

Description

本発明は、球状黒鉛鋳鉄に関する。

球状黒鉛鋳鉄は、引張強さ・伸びなどに優れ、片状黒鉛鋳鉄よりも数倍の引張強さを持ち、靭性（粘り強さ）が優れていることから、自動車部品や産業機械などに数多く利用されている材料である。球状黒鉛鋳鉄の製造に供される原材料としては、自動車用鋼板の鋼屑が利用されている。

最近、軽量化のために自動車用鋼板のマンガン含有量が増加している。球状黒鉛鋳鉄を製造する際にマンガンはパーライト化を促進する元素であり、球状黒鉛鋳鉄においてパーライト率が増加することにより靱性が低下することが知られている。そのため、近年では球状黒鉛鋳鉄の原材料におけるマンガン含有量の増加が問題とされ、様々な検討がなされている。

例えば、マンガン含有量の少ない銑鉄を使用する方法もある。しかしながら、銑鉄は鋼屑に比較して高価であり、コストがかかってしまう。そこで、球状黒鉛鋳鉄を製造する際にマンガンを除去することで、球状黒鉛鋳鉄におけるマンガン含有量を低下させる方法が提案されている（例えば、特許文献１及び２）。

特許文献１では、複数種の鉄原料を混合した原材料群を溶融してなる鋳鉄溶湯に、酸化鉄を添加することで、溶湯面にマンガンを取り込んだスラグを浮上させて、当該スラグを溶湯中から分離することでマンガンを除去する方法が開示されている。

特許文献２では、炉内を酸素雰囲気にするとともに炉内の鋳鉄溶湯に空気を吹き込み、その鋳鉄溶湯中の炭素成分をほぼ一定に保持してマンガンの除去を行う方法が開示されている。

特開２００８−４５１６５号公報 特許第６１１００１８号

しかしながら、特許文献１の方法では、酸化鉄を添加するために炉内にノロが多く発生し、ノロの除去に手間がかかるという問題がある。特許文献２の方法では、炉内を酸素雰囲気にするため炉内耐火材料が腐食されやすく、築炉周期が短くなるという問題がある。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、マンガンの除去を行わなくとも、優れた靭性を有する球状黒鉛鋳鉄を提供することにある。

本発明の一実施形態の球状黒鉛鋳鉄は、質量％で、Ｃ：３〜４質量％、Ｓｉ：２〜２．７質量％、Ｍｎ：０．５５質量％以下、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０３〜０．０６質量％、Ｂｉ：０．００１〜０．０１質量％、Ａｌ：０．０６質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、基地組織のパーライト率が３０％以下であり、黒鉛粒数が２５０〜５００個／ｍｍ^２であることを特徴とする。

上記発明によれば、特定の組成とすることにより、特に、Ｂｉを特定量で含有させることにより、黒鉛粒数が増加し、基地組織のパーライトとフェライトとの割合を特定範囲にバランスさせることができる。すなわち、マンガンを多く含有する場合（ただし、Ｍｎ：０．５５質量％以下）であっても、黒鉛粒数の増加と、基地組織のパーライト率の低減とにより、靭性が低下しない。これにより、マンガンを除去することなく、靭性の優れた球状黒鉛鋳鉄が得られる。

実施例８の試料１６の組織写真を示す図である。 実施例９及び比較例１２〜１５の各試料２０〜２４によるＭｎ量と低温衝撃値との関係を示す図である。 実施例１０〜１８及び比較例１６〜２０の各試料２５〜３８による黒鉛粒数とパーライト率と低温衝撃値との関係を示す図である。 実施例１９〜２３及び比較例２１〜２３の各試料３９〜４６によるＢｉ含有量と黒鉛粒数との関係を示す図である。

以下、本発明を実施するための形態について詳細に説明する。

本発明の一実施形態は、Ｃ：３〜４質量％、Ｓｉ：２〜２．７質量％、Ｍｎ：０．５５質量％以下、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０３〜０．０６質量％、Ｂｉ：０．００１〜０．０１質量％、Ａｌ：０．０６質量％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、基地組織のパーライト率が３０％以下であり、黒鉛粒数が２５０〜５００個／ｍｍ^２である球状黒鉛鋳鉄である。

上記構成とすることで、マンガンの除去を行わなくとも、靭性に優れた球状黒鉛鋳鉄となる。すなわち、球状黒鉛鋳鉄においてマンガン含有量が多い（例えば０．２５質量％以上）場合、マンガンがパーライト化を促進するため靭性の低下が懸念されていた。本実施形態に係る球状黒鉛鋳鉄においては、マンガンが多く含有されていても靭性に優れる。本実施形態の球状黒鉛鋳鉄が上記効果を奏するメカニズムは不明であるが、以下のように推測される。なお、本発明の技術的範囲は、下記メカニズムによって何ら制限されることはない。

本実施形態の球状黒鉛鋳鉄において、Ｂｉは球状黒鉛析出の核となると考えられる。Ｂｉにより球状黒鉛の析出が促進され、これにより黒鉛粒数が増加する。パーライト組織が生成する際にはＣが必要となるが、Ｂｉによる球状黒鉛の析出が促進されているため、組織においてＣが低減された状態となる。これにより、パーライト組織となるためのＣが低減され、結果として組織のパーライト化が抑制されると考えられる。

よって、本実施形態によれば、Ｂｉを特定量で含有することにより、基地組織のパーライトとフェライトとの割合を特定範囲にバランスさせることができ、マンガンを多く含有していた場合であっても組織のパーライト化を抑制することができる。これにより、マンガンを除去しなくとも靭性に優れた球状黒鉛鋳鉄となりうる。

本実施形態の球状黒鉛鋳鉄は、換言すれば、Ｍｎ含有量が０．５５質量％以下であれば、Ｂｉを添加することにより黒鉛粒数の増加と基地組織のパーライト率の低減との効果が発揮される。これにより、靭性に優れた球状黒鉛鋳鉄を得ることができる。なお、本実施形態において、Ｍｎの含有量が０．２５質量％以上、より好ましくは０．２６５質量％以上、さらに好ましくは０．２８質量％以上、特に好ましくは０．２９質量％以上、最も好ましくは０．３０質量％以上の場合、Ｂｉの添加による黒鉛粒数の増加と基地組織のパーライト率の低減との効果がより発揮されうる。

なお、本明細書中、「低温衝撃値」とは−２０℃における低温衝撃値を意味する。そして、「靭性に優れる」とは所望の引張強さ、伸び及び低温衝撃性を備えていることを意味する。

以下、本実施形態に係る球状黒鉛鋳鉄の組成について説明する。

Ｃは、３〜４質量％で含有される。Ｃは黒鉛組織となる元素である。Ｃ含有量が３質量％未満の場合、黒鉛が晶出しにくくなる。そのため、パーライト組織が生成しやすくなり、所望の低温衝撃値が得られない。また、Ｃ含有量を４質量％より多くした場合、黒鉛サイズが大きくなる傾向にあり、黒鉛粒数が低減し、結果として所望の引張強さ及び伸びが得られない。また、Ｃ含有量が４％を超えると、肉厚の部品の場合にドロ巣が生じやすくなる。Ｃ含有量は、好ましくは３．０〜４．０質量％であり、より好ましくは３．２〜４．０質量％である。

Ｓｉは、２〜２．７質量％で含有される。Ｓｉは黒鉛の晶出を促進させる元素である。Ｓｉ含有量が２質量％未満であると黒鉛が晶出しにくくなり、遊離セメンタイト（チル）が発生し、所望の低温衝撃値が得られない。また、Ｓｉ含有量が２．７質量％を超えた場合、Ｓｉがフェライトに固溶することにより脆化し、所望の低温衝撃値が得られない。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．０〜２．７質量％であり、より好ましくは２．１〜２．５質量％である。

Ｍｎは、０．５５質量％以下で含有される。Ｍｎはパーライト組織の安定化元素であり、Ｍｎ含有量が高い場合、基地組織のパーライト率が高くなり、低温衝撃値が低下する。本実施形態に係る球状黒鉛鋳鉄においては、Ｍｎ含有量が０．５５質量％以下であれば、所望の低温衝撃値が得られる。Ｍｎ含有量の下限としては、特に制限されないが、例えば好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２５質量％以上含有される。

Ｐは、０．１質量％以下で含有される。本実施形態に係る球状黒鉛鋳鉄においては、Ｐ含有量が０．１質量％を超える場合、低温衝撃値が大幅に低下する。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５質量％以下であり、より好ましくは０．０３質量％以下、さらに好ましくは０．０２質量％以下である。Ｐは不純物元素として混入する元素である。Ｐ含有量の下限としては、特に制限されないが、例えば０．００５質量％以上含有される。

Ｓは、０．０３質量％以下で含有される。Ｓは黒鉛球状化を妨げる元素である。本実施形態においては、球状黒鉛鋳鉄の成分組成の観点から０．０３質量％以下とする。Ｓは、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２質量％以下で含有される。Ｓ含有量の下限としては、特に制限されないが、例えば０．００５質量％以上含有される。

Ｍｇは、０．０３〜０．０６質量％で含有される。Ｍｇは黒鉛の球状化に影響する元素であり、残留Ｍｇ量が黒鉛の球状化を判断する指標となる。Ｍｇの残留量が０．０３質量％未満であると黒鉛球状化率が低下し、引張強さおよび伸びが低下する。残留Ｍｇ量が０．０６質量％を超えると、遊離セメンタイト（チル）が析出しやすくなり、伸びおよび衝撃値が大幅に低下する。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０３３〜０．０５５質量％、より好ましくは０．０３５〜０．０５質量％である。

Ｂｉは、０．００１〜０．０１質量％で含有される。Ｂｉは球状黒鉛析出の核となり、黒鉛の析出を促進する。Ｂｉ含有量が０．００１質量％未満の場合、黒鉛粒数の増加効果が小さい。Ｂｉ含有量が０．００３質量％を超えると、黒鉛粒数の増加効果がＢｉ含有量に関わらず同程度となり、Ｂｉ含有量と黒鉛粒数の増加効果とに相関関係が見られない。そのため、コストの観点と所望の低温衝撃値を得るという観点からＢｉ含有量は０．０１質量％以下がよい。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．００１２〜０．００９質量％であり、より好ましくは０．００１４〜０．００８質量％であり、さらに好ましくは０．０１５〜０．００５質量％である。

Ａｌは、０．０６質量％以下で含有される。Ａｌは溶湯中の窒素濃度を下げ、黒鉛化促進作用があるが、０．０６質量％を超えて添加すると湯流れが悪くなる。本実施形態においては黒鉛鋳鉄を製造する際にＡｌ含有の合金を注湯流接種にて接種するのが好ましいため、Ａｌを含有するのが好ましい。黒鉛化促進作用、湯流れを考慮して、Ａｌの含有量としては、好ましくは０．００１〜０．０５質量％であり、より好ましくは０．００５〜０．０３質量％である。

不可避不純物としては、Ｃａ等が挙げられる。本実施形態においては黒鉛鋳鉄を製造する際にＣａ含有の合金を注湯流接種にて接種するのが好ましいため、Ｃａが不可避不純物として含有されうる。

上記各元素の含有量の残部がＦｅである。

本実施形態の球状黒鉛鋳鉄は、基地組織におけるパーライト組織のフェライト組織との面積率（以下、パーライト率）が好ましくは３０％以下であり、黒鉛粒数が好ましくは２５０〜５００個／ｍｍ^２である。すなわち、Ｂｉを特定量で含有させることにより、黒鉛粒数が増加し、これにより、基地組織のパーライトとフェライトとの割合を特定範囲にバランスさせることができる。そうして、微小な黒鉛が多く分布することで、衝撃値特性を向上させることができる。ここで、球状黒鉛の粒径としては、１５〜２５μｍであるのが好ましく、１５〜２０μｍであるのがより好ましい。球状黒鉛の粒径が上記範囲内であれば、衝撃値特性が向上する。球状黒鉛の粒径は、鋳鉄の組織写真において球状黒鉛の粒径を計測することにより算出できる。

球状黒鉛鋳鉄における黒鉛粒数は、より好ましくは２７０〜４９５個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは２８０〜４９５個／ｍｍ^２であり、特に好ましくは３００〜４９５個／ｍｍ^２である。

球状黒鉛鋳鉄の基地組織におけるパーライト率としては、より好ましくは３〜３０％であり、さらに好ましくは５〜３０％、特に好ましくは１０〜２５％、最も好ましくは１０〜２０％である。

本実施形態に係る球状黒鉛鋳鉄を製造方法としては、
（１）球状黒鉛鋳鉄の各成分組成（ただし、Ｂｉ又はＢｉ及びＡｌを除く）となるように、原材料を調整し、これを溶融炉で溶融して溶湯を得る工程；
（２）溶湯にＭｇを添加して黒鉛球状化処理を行う工程；
（３）溶湯にＢｉを添加して高靭性化処理を行う工程；及び
（４）溶湯を所定の形状に鋳込む工程、
を含むのが好ましい。

高靭性化のための接種剤として添加されるＢｉの形態としては、Ｂｉを直接添加してもよいし、Ｂｉを合金化して（例えば、Ｃａ−Ｂｉ−Ａｌ合金）、当該合金を接種剤として添加してもよい。Ｂｉは融点が低いため、溶湯の温度によりＢｉの酸化等が生じて溶湯に吸収されないことがある。そのため、溶湯への吸収されやすさの観点から、Ｃａ−Ｂｉ−Ａｌ合金を用いるのが好ましい。

Ｂｉを溶湯に添加する方法は、炉内添加、取鍋接種、注湯流接種、鋳型内接種（インモールド接種）等を選択することができる。炉内添加及び取鍋接種の場合、鋳型への注湯まで時間を要するため、添加したＢｉが酸化されやすくなり、Ｂｉが球状黒鉛析出の核となりにくいことがある。また、鋳型内接種の場合、添加したＢｉと溶湯との接触時間が短くなり、Ｂｉが球状黒鉛析出の核となりにくいことがありうる。そのため、Ｂｉが球状黒鉛析出の核となりやすいという観点から注湯流接種が好ましい。

すなわち、本実施形態の球状黒鉛鋳鉄の好ましい製造方法としては、鉄鋼材料（鋼屑）を溶融し溶湯を得て、当該溶湯に黒鉛球状化処理をした後、当該溶湯に対して、Ｃａ−Ａｌ−Ｂｉ合金を注湯流接種により接種する。この際、溶湯の温度（注湯温度）は、好ましくは１３８０〜１６５０℃、より好ましくは１３８０〜１５５０℃、さらに好ましくは１３８０〜１４５０℃、特に好ましくは１３８０〜１４１０℃である。溶湯に対して注湯流接種が行われた後、所定形状の鋳型へ注湯され所定形状に鋳造される。

接種されるＣａ−Ａｌ−Ｂｉ合金としては、質量比で、好ましくはＣａ：Ａｌ：Ｂｉが、１〜２０：１〜２：１〜１５である。また、Ｃａ−Ａｌ−Ｂｉ合金は、溶湯に対して、球状黒鉛鋳鉄の成分組成におけるＡｌ含有量及びＢｉ含有量となるように接種するのが好ましい。

上記成分組成を有する本実施形態の球状黒鉛鋳鉄は、引張強さが４００Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１５％以上、−２０℃の低温衝撃値９Ｊ／ｃｍ^２以上である。

このため、本実施形態の球状黒鉛鋳鉄は、より強靭性が求められる例えばステアリングナックル、ロアアーム、アッパーアーム、サスペンションなどの足回り部品や、シリンダーヘッド、クランクシャフト、ピストンなどのエンジン部品への適用が可能となる。本実施形態の球状黒鉛鋳鉄を用いた球状黒鉛鋳鉄製品も本発明に包含される。

なお、上述した引張強さ、伸び、低温衝撃値、パーライト率、黒鉛粒数の測定方法については、後述する実施例で詳細に説明する。

本発明の他の一実施形態としては、Ｃ：３〜４質量％、Ｓｉ：２〜２．７質量％、Ｍｎ：０．５５質量％以下、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０３〜０．０６質量％、Ｂｉ：０．００１〜０．０１質量％、Ａｌ：０．０６質量％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、引張強さが４００Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１５％以上、−２０℃の低温衝撃値９Ｊ／ｃｍ^２以上である球状黒鉛鋳鉄である。本実施形態の球状黒鉛鋳鉄の詳細は、上記の実施形態と同様であるため省略する。

以下、実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれら実施例に何ら限定されるものではない。

＜試料の作製＞
表１及び表２に示す成分となるように、実施例１〜８及び比較例１〜１１の球状黒鉛鋳鉄（試料１〜１９）を製造した。なお、以下の表１〜５には化学成分として明示しないが、球状黒鉛鋳鉄は、その主成分であるＦｅを含有しており、表１〜表５の成分とＦｅと不可避不純物とにより１００質量％とする。表１〜表５に示した化学成分データは、それぞれの溶湯から作製した試料１〜４６を発光分光分析装置で分析した値である。

（実施例１〜７）
表１に示す成分となるように、実施例１〜７の球状黒鉛鋳鉄（試料１〜７）を製造した。具体的には、表１において、鉄鋼材料（鋼屑）を準備して、高周波加熱誘導炉を用いて大気溶融した後、溶湯を１５００〜１５１５℃で出湯し、取鍋内で黒鉛球状化処理を行った。その後、所定形状の鋳型（砂型）に注湯（１３８０〜１４１０℃）し、所定形状に鋳造した。この注湯の際には、Ｃａ−Ａｌ−Ｂｉ合金により注湯流接種を行った。なお、各試料１〜７において、質量比でＣａ：Ａｌ：Ｂｉ＝１〜２０：１〜２：１〜１５となるＣａ−Ａｌ−Ｂｉ合金を用いて、試料１〜３はＢｉ含有量が０．００１５質量％、試料４〜７はＢｉ含有量が０．００３質量％となるように接種した。

その後、常温まで冷却した後、鋳型から取り出して所定形状の試料１〜７が得られた。

（比較例１〜３）
表１に示す成分となるように、比較例１〜３の球状黒鉛鋳鉄（試料８〜１０）を製造した。具体的には、実施例１〜７のＣａ−Ａｌ−Ｂｉ合金による注湯流接種を行わず、比較例１ではフェロシリコン（Ｆｅ−Ｓｉ）接種剤をインモールド接種し、比較例２では接種を行わず、比較例３ではフェロシリコン接種剤の注湯流接種を行った以外は実施例１〜７と同様にして、所定形状に鋳造し、試料８〜１０を作製した。フェロシリコン接種剤としては、Ｆｅ：Ｓｉ＝２５：７５のものを用いた。

（比較例４）
表２に示す成分となるように、比較例４の球状黒鉛鋳鉄（試料１１）を製造した。具体的には、実施例１〜７と同様にして、Ｃａ−Ａｌ−Ｂｉ合金により注湯流接種を行った後、所定形状に鋳造し、試料１１を作製した。

（比較例５）
表２に示す成分となるように、比較例５の球状黒鉛鋳鉄（試料１２）を製造した。表２の成分を含む材料を準備して、高周波加熱誘導炉を用いて大気溶融した後、炉内で、Ｓｉ：４０質量％、Ｃａ：１４質量％、Ｂａ：２０質量％及びＦｅ：２６質量％が含まれたＳｉ−Ｃａ−Ｂａ−Ｆｅ合金を０．３質量％添加した後、溶湯を１５００〜１５１５℃で出湯し、取鍋内で黒鉛球状化処理を行った。その後、所定形状の鋳型に注湯温度１３８０〜１４１０℃で注湯して所定形状に鋳造し、試料１２を作製した。

（比較例６）
表２に示す成分となるように、比較例６の球状黒鉛鋳鉄（試料１３）を製造した。表２の成分を含む材料を準備して、高周波加熱誘導炉を用いて大気溶融した後、溶湯を１５００〜１５１５℃で出湯し、取鍋内で黒鉛球状化処理を行った。その後、所定形状の鋳型に注湯温度１３８０〜１４１０℃で注湯して所定形状に鋳造し、試料１３を作製した。この注湯の際には、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ−Ａｌ合金による注湯流接種を行った。

（比較例７）
表２に示す成分となるように、比較例７の球状黒鉛鋳鉄（試料１４）を製造した。具体的には、実施例１〜７と同様にしてＣａ−Ａｌ−Ｂｉ合金の注湯流接種を行い所定形状に鋳造し、試料１４を作製した。

（比較例８）
表２に示す成分となるように、比較例８の球状黒鉛鋳鉄（試料１５）を製造した。具体的には、実施例１〜７におけるＣａ−Ａｌ−Ｂｉ合金の注湯流接種の代わりに、フェロシリコン接種剤の注湯流接種を行なった以外は、実施例１〜７と同様にして、所定形状に鋳造し、試料１５を作製した。

（実施例８）
表２に示す成分となるように、実施例１〜７と同様にして、実施例８の球状黒鉛鋳鉄（試料１６）を作製した。

（比較例９）
表２に示す成分となるように、比較例９の球状黒鉛鋳鉄（試料１７）を製造した。Ｃａ−Ａｌ−Ｂｉ合金の注湯流接種の代わりにＢｉ金属粉を注湯流接種すること以外は、実施例１〜７と同様にして所定形状に鋳造し、試料１７を作製した。なお、Ｂｉ金属粉の注湯流接種は、Ｂｉの含有量が０．００３質量％となるように行った。

（比較例１０）
表２に示す成分となるように、比較例１０の球状黒鉛鋳鉄（試料１８）を製造した。表２の成分を含む材料を準備して、高周波加熱誘導炉を用いて大気溶融した後、溶湯を１５００〜１５１５℃で出湯し、取鍋内で黒鉛球状化処理を行った。その後、所定形状の鋳型に注湯温度１３８０〜１４１０℃で注湯して所定形状に鋳造し、試料１８を作製した。この注湯の際には、Ｃａ−Ａｌ−Ｂａ合金による注湯流接種を行った。なお、Ａｌ含有量が０．０１０質量％、Ｂｉ含有量が０．００１０質量％となるように接種した。

（比較例１１）
表２に示す成分となるように、比較例１１の球状黒鉛鋳鉄（試料１９）を製造した。Ｃａ−Ａｌ−Ｂｉ合金の注湯流接種の代わりにＣａ−Ａｌ−Ｂｉ合金をインモールド接種すること以外は、実施例１〜７と同様にして所定形状に鋳造し、試料１９を作製した。なお、インモールド処理は、Ａｌ含有量が０．０１２質量％、Ｂｉ含有量が０．００３０質量％となるように行った。

＜測定＞
試料１〜１９について、下記の方法に従ってパーライト率、黒鉛粒数、引張強さ、伸び、低温衝撃値を測定した。各結果をそれぞれ表１、表２に示す。また、試料１６の鋳鉄の組織写真を図１に示す。

（パーライト率）
パーライト率は、鋳鉄の組織において、光学顕微鏡の倍率を１００倍として観察箇所を画像として取り込んだ後、その組織写真の画像処理によって、（１）黒鉛を除いた組織を抽出し、（２）黒鉛及びフェライトを除き、パーライト組織を抽出し、（パーライトの面積）／（パーライト＋フェライトの面積）によって算出した。

（黒鉛粒数）
黒鉛粒数は、鋳鉄の組織において、光学顕微鏡の倍率を１００倍として観察箇所を画像として取り込んだ後、画像解析システムにより２値化を行ない、マトリクスより暗い部分（黒鉛に相当）の個数の測定を行なった。測定結果は５か所の観察箇所についての平均値とした。

（引張強さと伸び）
所定形状の試料１〜１９を切断し、旋盤加工によりＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験片（４号試験片）を作製し、アムスラー万能試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、室温（２３℃±５℃）での引張強さと伸びとを測定した。

（低温衝撃値）
低温衝撃値として、−２０℃での低温衝撃試験を行った。所定形状の試料１〜１９からＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠したＵノッチ付衝撃試験片を作製し、シャルピー衝撃試験機を用いて−２０℃（−２０℃±２℃）での衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。

試料１〜７（実施例１〜７）の結果から、Ｃａ−Ａｌ−Ｂｉ合金の注湯流接種により所望の靭性を有する球状黒鉛鋳鉄が得られていることがわかる。一方、試料８〜１０（比較例１〜３）の結果により、Ｍｎ含有量が同程度で、Ｃａ−Ａｌ−Ｂｉ合金の注湯流接種を行っていない場合、得られた球状黒鉛鋳鉄の黒鉛粒数が明らかに少なく、所望の低温衝撃値が得られていない。

試料１５と試料１６とは、Ｍｎを０．５質量％程度含有する試料である。そして、試料１５と試料１６とは、試料１６にはＢｉ及びＡｌが含有されていること以外、その成分組成がほぼ同じである。しかしながら、試料１６は、試料１５に比べて、黒鉛粒数が増加し、パーライト率が低い。そうして、試料１５は所望の低温衝撃値が得られていないのに対して、試料１６は所望の低温衝撃値が得られている。すなわち、Ｂｉ等の添加により、その球状黒鉛鋳鉄の組織が変わり、靭性が向上したものと考えられる。

以上のように、球状黒鉛鋳鉄において、Ｂｉ含有による黒鉛粒数の増加と、パーライト率の低減との効果は明らかである。

＜Ｂｉ含有による効果の検討＞
次に、黒鉛粒数や低温衝撃値等へ対するＭｎ及びＢｉの含有量との関係について、試料２０〜４６を製造し検討した。

（Ｍｎ含有量と低温衝撃値との相関性）
表３に示す成分となるように、表３に記載の製造法に従って、各試料２０〜２４（比較例１２〜１４、実施例９）を製造した。そして、各試料２０〜２４を用いて、低温衝撃値を測定した。表３において、低温衝撃値が９Ｊ／ｃｍ^２以上の場合、低温衝撃性の評価を「○」とし、９Ｊ／ｃｍ^２未満の場合、低温衝撃性の評価を「×」とした。なお、実施例９の試料２４については、パーライト率が３０％以下、黒鉛粒数が２５０〜５００個／ｍｍ^２の範囲内であり、引張強さが４００ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であることを確認した。

各試料２０〜２４を用いて、Ｍｎ含有量と低温衝撃値との関係を調べた。各試料２０〜２４の低温衝撃値の測定結果に基づき、Ｍｎ含有量に対する低温衝撃値をプロットし、グラフで示した（図２）。図２において、○が実施例であり、▲が比較例のプロットである。図２に示されるように、Ｍｎ含有量が同程度の場合、Ｂｉの添加により低温衝撃値が顕著に改善される。

（黒鉛粒数及びパーライト率による低温衝撃値との相関性）
表４に示す成分となるように、表４に記載の製造法に従って、各試料２５〜３８（実施例１０〜１８、比較例１６〜２０）を製造した。そして、各試料２５〜３８のパーライト率、黒鉛粒数、引張強さ、伸び、低温衝撃値を測定した。

また、実施例１０〜１８及び比較例１６〜２０の試料２５〜３８を用いて、黒鉛粒数とパーライト率との関係を調べた。試料２５〜３８の黒鉛粒数とパーライト率の測定結果に基づき、黒鉛粒数に対するパーライト率を、−２０℃での低温衝撃値が所定値（９Ｊ／ｃｍ^２）を達成した場合は○でプロットし、達成しなかった場合は×でプロットして、グラフで示した（図３）。

図３に示されるように、−２０℃での低温衝撃値が所定値（９Ｊ／ｃｍ^２）を達成したのは黒鉛粒数が２５０〜５００個／ｍｍ^２でパーライト率が３０％以下である実施例に相当する試料２５，２８〜３５であった。

（Ｂｉ含有量と黒鉛粒数との相関性）
表５に示す成分となるように、実施例１〜７と同様にしてＣａ−Ａｌ−Ｂｉ合金の注湯流接種を行い、各試料３９〜４６（実施例１９〜２３、比較例２１〜２３）を製造し、パーライト率、黒鉛粒数、低温衝撃値を測定した。なお、実施例の試料３９〜４１，４５，４６については、引張強さが４００ＭＰａ以上、伸びが１５％以上、低温衝撃値が９Ｊ／ｃｍ^２であることを確認した。

各試料３９〜４６を用いて、Ｂｉ含有量と黒鉛粒数との関係を調べた。各試料３９〜４６の黒鉛粒数の測定結果に基づき、Ｂｉ含有量に対する黒鉛粒数をプロットし、グラフで示した（図４）。

図４に示されるように、黒鉛粒数はＢｉの添加により増加していることがわかる。また、Ｂｉの含有量が０．００３質量％を超えると、Ｂｉの添加量と黒鉛粒数の増加効果との間に相関関係が見られないことが示された。

以上、本発明の実施形態について詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更があっても、それらは本発明に含まれるものである。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ： ３〜４質量％、
   Ｓｉ： ２〜２．７質量％、
   Ｍｎ： ０．５５質量％以下、
   Ｐ： ０．１質量％以下、
   Ｓ： ０．０３質量％以下、
   Ｍｇ： ０．０３〜０．０６質量％、
   Ｂｉ： ０．００１〜０．０１質量％、
   Ａｌ： ０．０６質量％以下、
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、
   基地組織のパーライト率が３０％以下であり、
   黒鉛粒数が２５０〜５００個／ｍｍ^２であることを特徴とする、球状黒鉛鋳鉄。
2. 質量％で、
   Ｃ： ３〜４質量％、
   Ｓｉ： ２〜２．７質量％、
   Ｍｎ： ０．５５質量％以下、
   Ｐ： ０．１質量％以下、
   Ｓ： ０．０３質量％以下、
   Ｍｇ： ０．０３〜０．０６質量％、
   Ｂｉ： ０．００１〜０．０１質量％、
   Ａｌ： ０．０６質量％以下、
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、
   引張強さが４００Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１５％以上、−２０℃の低温衝撃値９Ｊ／ｃｍ^２以上であることを特徴とする、球状黒鉛鋳鉄。
3. 請求項１又は２に記載の球状黒鉛鋳鉄を用いた球状黒鉛鋳鉄製品。